王鑫，潘希德，黃賀賀，牛強

（西安交通大學，西安 710000）

近年來，隨著全球經(jīng)濟與科技的極速發(fā)展，各國之間在資源問題上的競爭也愈演愈烈。為了減少資源浪費，降低環(huán)境污染和能源消耗，世界各地都在材料輕量化方面加緊進行技術創(chuàng)新和產(chǎn)業(yè)升級，其中以汽車工業(yè)、航空航天、電子產(chǎn)品、精密儀器、國防建設等工業(yè)領域尤為突出[1]。而在輕質(zhì)合金中，鎂由于其在地殼中儲量高、密度最小，且在工業(yè)生產(chǎn)中具有巨大潛力，引起了眾多科學工作者的研究與關注[2]。

目前，相比鋼鐵和鋁合金，鎂合金的使用量依然很小，主要原因是鎂合金自身密排六方的晶體結構的限制，導致其冷加工能力差，所以鎂合金的應用范圍仍以簡單的結構件為主。焊接是一種可以將若干個簡單結構件連接成一個復雜結構件的材料連接技術，如果能將焊接技術應用在鎂合金上，將能極大拓展鎂合金的應用領域。

1 鎂合金的焊接

1.1 鎂合金的激光焊（LBW）

激光經(jīng)投射、聚焦后可獲得能量密度高達1018 W/m2的激光束，這種高能激光束可以用在金屬之間的焊接工藝中。激光焊是指利用激光的高能熱源，將被焊工件熔化、熔合成一體的焊接工藝。在激光焊接時，激光照射到被焊工件的表面，一部分激光被反射，另一部分被吸收進材料轉(zhuǎn)化為熱能加熱、熔化金屬。同時激光焊以焊接薄板、中厚板為主，目前主要焊接板厚10 mm 以下的材料[3]。

對比鋁合金，鎂合金對激光束的吸收性能更好，鎂合金線膨脹系數(shù)大，激光焊時光束的能量密度集中，焊后焊縫變形??；鎂合金熔點較低，激光焊的熱輸入量少，焊接速度快。綜合分析鎂合金與激光焊兩者的特性可以看出，鎂合金適宜使用激光焊接工藝[4]。

1.2 鎂合金的電弧焊（TIG、MIG）

1）鎢極惰性氣體保護焊（TIG)

鎢極惰性氣體保護焊是以惰性氣體氬氣或氦氣為保護氣體，非熔化的鎢極作為電弧的一極，被焊母材作為電弧的另一極，利用電弧產(chǎn)生的熱量熔化工件接頭而形成熔池的一種材料連接方法。但該焊接工藝的熱輸入量大，而鎂合金溶沸點低、熱膨脹系數(shù)大，這就造成焊后的鎂合金熔池內(nèi)晶粒粗大、熱影響區(qū)寬、焊后變形嚴重，從而極大影響了焊接接頭的實用性。

目前王生希等使用交流TIG 和脈沖TIG 工藝對2.5 mm 厚AZ31B 板進行焊接，焊接接頭抗拉強度一般能達到母材的80%左右，個別可以達到90%以上[5]；霍仁杰使用交流TIG 和脈沖TIG 對鑄軋的AZ31 鎂合金焊接接頭進行研究，發(fā)現(xiàn)焊接接頭的抗拉強度最大能達到母材的92%[6]。

2）熔化極惰性氣體保護焊（MIG）

熔化極惰性氣體保護焊主要應用氬氣和少量氦氣作為保護介質(zhì)，焊接工作時向熔池連續(xù)送進可熔化的焊絲，在焊絲和工件間形成電弧，電弧熔化焊絲及工件邊緣進而連接兩部分原本獨立的材料。該工藝是電弧焊的一種，在焊接輕質(zhì)合金時采用直流恒壓電源，以反極性實施焊接，一般采用短路、脈沖、噴射3 種熔滴過渡方式分別應用在薄、中、厚板。

趙云峰等[7]對3 mm 的AZ31B 擠壓鎂合金進行冷金屬過渡焊（CMT），結果顯示抗拉強度最大可以達到母材的90%以上，但焊接速度過慢，效率太低；毛津等采用S301 級ER5356 鋁基焊絲MIG 焊接6 mm厚AZ91D 鎂合金，研究發(fā)現(xiàn)焊后焊縫內(nèi)能看到橫向裂紋及塌陷，同時也發(fā)現(xiàn)添加Zn 箔后，熔池內(nèi)Zn含量較多時會產(chǎn)生MgZn2相，該相硬度較高且彌散分布，可以強化基體[8—9]；有學者發(fā)現(xiàn)MIG 在焊接同為輕質(zhì)合金的鋁合金時，焊縫會出現(xiàn)宏觀裂紋、大氣孔、未熔合、未焊透、燒穿、變形和咬邊等缺陷，這些均會極大影響焊接接頭各方面性能[10]；KoheiOnO等[11]在對鋁合金進行MIG 焊接時，觀察到焊接過程有大量的飛濺和煙塵，這會對焊縫的清潔和良好外觀造成影響，進而影響焊縫的各項性能。

1.3 鎂合金的電子束焊（EBW）

電子束焊最初是由德國科學家K.H.Steigerwald和英國科學家J.A.Stohr 同時獨立發(fā)明的，是一種新穎、高能量密度的熔化焊接方法。這種焊接方式功率密度高、焊接熔寬比大、焊接速度快、對較厚焊接工件的焊接優(yōu)勢明顯，但該焊接工藝也有缺陷，電子束焊需要在真空條件下工作，焊接時能析出少量氣體，從而對電子束焊的真空氣氛造成污染，進而影響焊接穩(wěn)定性[12]。

石磊等[13]對半徑為9 mm 的柱狀AZ80 鎂合金進行了電子束焊接，焊后經(jīng)拉伸試驗后發(fā)現(xiàn)焊縫的抗拉強度基本與母材相當，但伸長率只能達到母材的約50%，這也說明了電子束焊在對較厚焊接工件進行焊接工作后，能得到質(zhì)量較高的焊接接頭。

1.4 鎂合金的攪拌摩擦焊（FSW）

攪拌摩擦焊是英國焊接研究所（The Welding Institute）在1991年發(fā)明的一種新型固態(tài)焊接技術。該焊接方式是在外力作用下，一個圓柱體形狀的焊頭伸入焊接工件的焊縫處，高速旋轉(zhuǎn)，利用焊頭與焊件接觸面之間的相對摩擦所產(chǎn)生的熱量，使接觸面金屬間相互物擴散、塑性流動、動態(tài)再結晶進而完成固態(tài)下兩相互獨立工件的連接問題[14]。

S.Rajakumar 等[15]通過攪拌摩擦焊和脈沖鎢極氬弧焊對厚6 mm 的AZ61A 鎂合金進行了焊接試驗，之后又對焊接接頭進行了光學顯微鏡、掃描電鏡觀察及拉伸試驗和硬度試驗。結果表明，攪拌摩擦焊接接頭的力學性能優(yōu)于脈沖鎢極氬弧焊，而且攪拌摩擦焊接接頭的抗拉強度和屈服強度分別高于脈沖鎢極氬弧焊試樣12%和18%，攪拌摩擦焊的焊接接頭抗拉強度可以達到母材強度的84%。

2 材料、設備及檢測方法

采用激光焊接技術，通過改變焊接參數(shù)對2 mm厚的AZ33M 鎂合金板材進行焊接。應用萬能拉伸試驗機對母材和熱處理前后的焊接接頭進行拉伸試驗；使用鎢燈絲掃描電子顯微鏡對拉伸斷口形貌進行觀察，對焊接接頭組織進行觀察和能譜表征，分析焊接接頭的元素分布。

2.1 試驗材料

使用材料為通過熱擠壓加工而成的AZ33M 變形鎂合金板材，產(chǎn)自青海青元泛鎂科技有限公司。AZ33M 鎂合金的具體化學元素含量如表1 所示。

表1 AZ33M 變形鎂合金化學元素成分Tab.1 Chemical composition of AZ33M wrought magnesium alloy

根據(jù)試驗要求，選擇使用2 mm 厚的板材作為待焊母材，并經(jīng)線切割機將AZ33M 板材切割成規(guī)格為80 mm×120 mm×2 mm 大小的待焊板材，合金板材及AZ33M 鎂合金微觀組織如圖1，從圖1b 能明顯發(fā)現(xiàn)母材中的晶粒尺寸大小不一，晶粒不均勻，這是典型的鎂合金熱擠壓組織形態(tài)。

圖1 AZ33M 鎂合金板材及基體微觀組織Fig.1 AZ33M magnesium alloy sheet and matrix microstructure

2.2 拉伸試驗

在制備拉伸試樣時，拉伸試樣參照GB/T 16865—2013 加工，垂直于焊接接頭進行切割，拉伸試樣尺寸如圖2 所示。拉伸強度測定公式[16]見式（1）。

圖2 拉伸試樣設計圖及實物（mm）Fig.2 Tensile specimen and its design drawing

式中：Rm為抗拉強度（MPa）；Fb為拉伸測試過程中加載在試樣上的最大力（N）；S0為試樣的原始橫截面積（mm2）。

在焊接過程中，焊接工藝參數(shù)的選取決定了焊接接頭的質(zhì)量，激光焊接技術的工藝參數(shù)包括焊接功率、焊接速度、離焦量、保護氣體氣流量、保護氣體種類等。其中，焊接功率、焊接速度和離焦量是影響焊接接頭性能的主要因素，因此，重點針對焊接功率、焊接速度和離焦量選取了一系列焊接工藝參數(shù)進行焊接試驗，研究3 種工藝參數(shù)對焊接接頭宏觀形貌的影響，確定較好的焊接工藝參數(shù)，并為下一步更深入的優(yōu)化做基礎性探究。

2.3 試驗參數(shù)選取

結合研究人員對其他鎂合金激光焊接的研究結果，文中針對焊接功率、焊接速度、離焦量3 種工藝參數(shù)對本次焊接試驗設計了一個試驗參數(shù)表，具體參數(shù)如表2 所示。

表2 試驗參數(shù)Tab.2 Test parameters

對在不同焊接工藝參數(shù)下焊接后得到的焊接接頭進行焊縫宏觀形貌觀察，結果如圖3 所示，幾組焊接接頭中，除6#和9#外，其余的均未完全焊透。

圖3 不同焊接參數(shù)下的焊縫宏觀形貌Fig.3 Macroscopic topography of welds under different welding parameters

對焊接試驗后各焊縫的熔深和熔寬進行了測量，測量結果如表3 所示。由圖4 和表3 可知，在焊接功率為500 W 時焊縫熔深遠達不到2 mm，只能熔化材料表面，達不到深熔焊的程度，在功率為1000 W 和1500 W 時均能出現(xiàn)焊接接頭焊透的情況，所以選取焊接功率時應大于500 W。從圖4 和表3 也可以看出，6#和9#的熔深均能達到2 mm，即完全焊透工件，這說明6#與9#的焊接工藝參數(shù)更適合2 mm 厚AZ33M變形鎂合金。

表3 各焊縫的熔深熔寬值Tab.3 Melting depth and width of welds

2.4 選取參數(shù)焊接接頭的微觀形貌

對完全焊透的6#與9#焊接接頭進行微觀形貌觀察，選取二者焊接接頭垂直于焊接方向的截面在光學顯微鏡下進行形貌觀察，6#焊接接頭的微觀形貌如圖4，9#接頭的微觀形貌如圖5。

2.5 選取參數(shù)焊接接頭的拉伸性能

圖4 6#焊接接頭微觀組織形貌Fig.4 Microstructural appearance of 6# welded joint

為了更進一步分析焊接參數(shù)對AZ33M 鎂合金焊接接頭質(zhì)量的影響，該試驗對6#和9#兩個完全焊透的焊接接頭進行了拉伸試驗。兩焊接組的拉伸試樣均斷裂于焊縫處；焊接試樣及母材的拉伸曲線如圖6所示，母材抗拉強度為275.83 MPa；6#焊接接頭抗拉強度為243.66 MPa，達到母材的88%；9#焊接接頭抗拉強度為233.35 MPa，為母材的84%；且從拉伸曲線圖6 可明顯看到二者焊接接頭的伸長率均遠低于母材，所以兩焊接接頭的拉伸性能與母材相差很大。

圖5 9#焊接接頭微觀組織形貌Fig.5 Microstructural appearance of 9# welded joint

圖6 拉伸曲線Fig.6 Tensile curves of 6# and 9#

3 結果與分析

3.1 焊縫微觀組織分析

圖7 為AZ33M 鎂合金母材和焊接接頭不同區(qū)域的組織形貌。圖7a 和7b 為鎂合金母材的顯微組織形貌，可以看出，母材是由尺寸大小不一的α-Mg 等軸晶組成，晶粒尺寸平均約為38 μm。圖7 最左側為母材，母材晶粒與中間的熱影響區(qū)及右側的焊縫晶粒相比，在同樣腐蝕程度下，晶界不明顯。

圖7 焊接接頭和母材的顯微組織形貌Fig.7 Microstructural appearance of welded joint and base metal

因激光能量高度集中、焊接時輸入到焊接位置的熱輸入量小，只有焊接接頭局部受熱，母材與激光束帶來的能量接觸時間相對其他焊接方式短，這種能量只能引起接頭部位局部受熱，且鎂合金散熱快，所以焊接之后出現(xiàn)半熔化晶粒，半熔化晶粒是指在焊接過程中，與焊縫臨近的母材區(qū)域上由于吸收過多熱量，發(fā)生晶粒的部分被液化，部分未被液化的晶粒。

在焊接過程中，激光束是以高斯光束的形式分布能量的，越靠近熔化區(qū)邊界峰值溫度越高，處在高溫的時間越長，越遠離焊縫邊緣的位置所獲得的熱量越少。所以因熱循環(huán)的影響，熱影響區(qū)中越靠近熔化區(qū)邊界的晶粒尺寸越大，且在此區(qū)域溶質(zhì)會進一步在晶界處偏析出富溶質(zhì)的固溶體或金屬間化合物。

焊縫中心的等軸晶粒尺寸一般情況下比母材稍小，但在大功率大離焦量下或小焊接速度下焊接的焊縫中心晶粒尺寸都比母材大，這是因為這些情況導致熔池中心的熱輸入量多，冷卻時間長，凝固較為緩慢，基體熔化面積大，熔池寬，使得焊縫中心的等軸晶粒有足夠時間和空間長大。

焊縫中，從焊縫邊緣至中心晶粒形態(tài)依次為柱狀晶、等軸晶。焊縫邊緣處的晶粒為柱狀晶形態(tài)，其生長方向與熔合線垂直，與最快散熱方向相反[17]，向焊縫內(nèi)部快速長大。焊接時，熔合線區(qū)域處在固液兩相混合狀態(tài)，未熔化晶粒溫度比母材高，比熔池低，在此可看作熔化金屬凝固時的熔池模壁。由于半熔化晶粒在焊接時獲得了大量熱量，故此處溫度大大高于常溫，所以該處的過冷度雖大但不巨大，過冷的劇烈程度達不到快速生成細小晶粒的程度，在這樣低的過冷度下，熔合線附近的溶池液態(tài)金屬只能依托半熔化晶粒形成非自發(fā)形核核心，并完全潤濕，沿著最快散熱方向以進行晶粒長大，且長大方向的側向因晶粒之間相互干擾而長大受阻，因而形成了細長的柱狀晶粒，并因冷卻速度過快，柱狀晶垂直于生長方向的晶界之間相互擠壓淹沒，形成了大量亞晶界。

由于鎂合金散熱快，熔合線附近的柱狀晶粒生長時，焊縫中心液體溫度就會降到熔點附近，達到一定的過冷度，但過冷度遠小于焊縫邊緣，以及隨著柱狀晶粒向液相排出溶質(zhì)的增多，溶質(zhì)濃度不斷提升，進而在焊縫中心產(chǎn)生成分過冷[18]，當成分過冷程度滿足形核要求時，液體內(nèi)部開始大量形核或倚靠夾雜和少量柱狀晶斷落的晶粒引起非自發(fā)晶核。此時晶體散熱無方向性，故成長也無固定方向，從而形成了等軸晶，直至與邊緣的柱狀晶相遇，完成凝固。

3.2 焊接接頭成分分析

由于焊接接頭經(jīng)歷了快速凝固過程，此過程為非平衡凝固，凝固形成晶粒中的物相和元素分布可能發(fā)生變化，因此對接頭及母材進行了X 射線衍射分析（XRD）。

圖8 為母材和焊接接頭XRD 圖譜。從圖8 可以看到，母材含有α-Mg,Mg17Al12,MgZn,MgZn2等4種物相。

圖8 母材和焊接接頭XRD 圖譜Fig.8 XRD pattern of base metal and welded joint

g-Zn 平衡凝固時有相變L→α(Mg)+Mg7Zn3，故還會有部分Mg7Zn3出現(xiàn)，但該物質(zhì)并不穩(wěn)定，為亞穩(wěn)態(tài)結構，在凝固冷卻過程中在320℃附近會發(fā)生Mg-Zn 共析反應：β(Mg7Zn3)→α(Mg)+γ(MgZn)，母材在平衡凝固過程中冷卻時間長，Mg7Zn3可以完全反應生成MgZn 和α-Mg，但在焊接過程中，熔池凝固過程極快，冷卻速度非常大，原子不能在一瞬間克服激活能、完成到穩(wěn)態(tài)物的轉(zhuǎn)變，只能實現(xiàn)到激活能較小的亞穩(wěn)態(tài)轉(zhuǎn)變，Mg 和Zn 反應生成的Mg7Zn3來不及完全分解，所以焊縫中有部分Mg7Zn3相的殘留，在X 射線衍射時可以得到該相的衍射峰。

在合金鑄造時，局部區(qū)域因成分偏析等原因使部分區(qū)域的Zn 濃度達到一定值，相變生成了Mg-Zn系最穩(wěn)相MgZn2，該化合物一經(jīng)生成不易被分解，在焊接時，MgZn2不發(fā)生變化，依然存在于焊縫的內(nèi)部。

4 結論

1）當焊接功率不超過1500 W，離焦量主要為1,?1,0 mm，配合適當?shù)暮附铀俣葧r，所焊接頭表面呈魚鱗狀，較為美觀，焊縫寬度較窄，多數(shù)低于1 mm；而大功率、大離焦量下獲得的焊接接頭則焊縫較寬、宏觀成形相對較差；此外，焊接速度過低將會引起熔池材料飛濺。

2）焊縫內(nèi)的晶粒形態(tài)在焊縫邊緣以柱狀晶粒為主、在焊縫中心以等軸晶粒為主，且兩種晶粒均出現(xiàn)成分偏析，因為快速冷卻導致非平衡凝固而發(fā)生共晶反應，所以焊縫內(nèi)形成了明暗交替的共晶組織；熱影響區(qū)的寬度隨著熱輸入量的減小而變窄，各焊接接頭熱影響區(qū)靠近熔合線的晶粒發(fā)生長大，尺寸大于母材晶粒尺寸。

3）焊縫與母材均含有α-Mg,Mg17Al12,MgZn,MgZn2這4 種合金相，此外焊縫中還發(fā)現(xiàn)了Mg7Zn3相的存在；因為快速凝固時溶液發(fā)生共晶反應生成第二相，過飽和固溶體中析出第二相，所以焊縫中的第二相含量多于母材。